Mg-Gd合金室溫變形行為的原位觀察及分析

1、Mg-Gd合金室溫變形行為的原位觀察及分析鎂合金晶粒內(nèi)部的變形機制及晶粒間變形機制的交互作用對宏觀的應力應 變反應具有重要的影響 , 但是目前缺乏介觀尺度針對鎂合金晶粒度、晶粒間位向 等因素對變形行為影響的討論 ; 開展鎂合金介觀尺度變形行為的研究 , 討論晶粒 間位向關系、 晶界結構等對位錯滑移、 孿生、晶界滑動和轉動等變形機制的影響 具有重要的意義。本研究擬制備不同晶粒度、具有織構差異性的Mg-Gd合金,采用原位背散射電子（EBSD）及掃描電鏡（SEM）的分析方法,跟蹤室溫變形過程中晶 內(nèi)變形機制 （滑移、孿生 ）及晶間變形協(xié)調(diào)性 （晶界滑動、微裂紋萌生和擴展 ）, 分 析晶粒度、織構及晶

2、界結構等對晶內(nèi)及晶間變形機制的影響 , 探討開發(fā)高成形性 能鎂稀土合金材料的理論依據(jù)及方法，取得了如下進展：對比分析了 Gd含量對擠 壓態(tài)Mg-Gd合金棒材微觀組織和力學性能的影響，隨著Gd含量的升高，連續(xù)動態(tài) 再結晶過程因溶質拖拽效應而受到抑制，繼而引起Mg-Gd合金微觀組織不均勻。Mg-0.5Gd擠壓態(tài)合金的織構呈現(xiàn)典型的基面絲織構,而擠壓態(tài)Mg-2Gd Mg-5Gd合金織構發(fā)生明顯改變,形成了 <2-1-11 >弱稀土織構?？棙嫷牟町?直接導致了擠壓態(tài)Mg-x Gd合金室溫力學性能的不同,其中Mg-0.5Gd合金的室溫 屈服強度更高（達255MPa）,而Mg-2Gd和Mg-5

3、Gd合金的室溫延伸率更好 （>35%） 。研究了退火工藝對Mg-x Gd合金再結晶及晶粒長大的影響，結果表明：合金在 退火過程發(fā)生了靜態(tài)再結晶 , 晶粒隨著退火時間的延長而長大 , 獲得了平均晶粒 尺寸（5-57卩m）不同的退火態(tài)Mg-2Gd合金。退火過程中，由于靜態(tài)再結晶過程的 擇優(yōu)形核和晶粒的擇優(yōu)長大 ,<10-10> 織構組分逐漸減弱 ,<2-1-11> 和<10-11 >織構組分逐漸增強。此外,退火處理能有效地改善合金的力學性能拉壓不對稱性,并且Mg-2Gd合金在5-57卩m的晶粒尺度范圍內(nèi)依然滿足經(jīng)典的 Hall-Petch關系。對Mg-2G

4、d 擠壓態(tài)（擠壓溫度300C ;13.6卩m）和退火態(tài)（400 C /60min;38.5卩m）合金進行室 溫原位拉伸試驗,結合原位EBSD和原位SEM表征和分析了不同晶粒度 Mg-2Gd合 金的室溫變形行為,結果表明：擠壓態(tài)Mg-2Gd合金中,晶界的滑動和轉動以及位 錯滑移成為室溫拉伸變形的主要協(xié)調(diào)機制 ,而孿生機制對應變的貢獻很小 ;在退 火態(tài)Mg-2Gd合金中拉伸孿生和位錯的滑移成為室溫拉伸變形的主要協(xié)調(diào)機制，而晶界的轉動和滑動對應變的貢獻較小。研究發(fā)現(xiàn)在鎂合金中 , 細晶組織能有效地抑制孿晶的形核。擠壓態(tài)合金由于 具有更為細小的晶粒（13.6卩m）,晶粒間的協(xié)調(diào)性更好,拉伸孿生過程受到

5、抑制； 退火態(tài)合金晶粒尺寸較大（38.5卩m）,孿晶容易開動,而晶粒的轉動和滑動受到抑 制。此外,變形過程中的孿生形核方式為滑移誘發(fā)孿晶形核 （slip-induced twinning）, 孿生的大量開動能促進更多的滑移系開動 , 增強合金的變形協(xié)調(diào)性。 引入了一個描述相鄰晶?；婊茙缀渭嫒菪詤?shù)m,充分討論晶粒度、晶粒施密特因子、晶粒間取向差等因素對微裂紋的萌生和擴展的影響 , 結果表明 ： 在室溫 拉伸變形過程中，擠壓態(tài)和退火態(tài)Mg-2Gd合金的微裂紋都在晶界處萌生，影響微 裂紋萌生的主要因素有 ： 晶界與拉伸加載方向的夾角、孿晶的形核和長大、相鄰 晶粒的基面滑移開動情況（m值的大?。．斁Ы绾屠旒虞d方向的夾角越大，孿晶的形核受到的抑制越強，m值越小， 越有利于微裂紋在晶界的萌生。然而微裂紋向相鄰晶